СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.15-194:539.25
ВЛИЯНИЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СОПРОТИВЛЕНИЕ ХРУПКОМУ РАЗРУШЕНИЮ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОЙ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
© 2015 г. В. М. Счастливцев*, Т. И. Табатчикова*, И. Л. Яковлева*, С. Ю. Дельгадо Рейна*, С. А. Голосиенко**, У. А. Пазилова**, Е. И. Хлусова**
*Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 ** ФГУП ЦНИИ КМ "Прометей", Санкт-Петербург e-mail: phym@imp.uran.ru Поступила в редакцию 30.06.2014 г.; в окончательном варианте 04.08.2014 г.
Исследованы структура и механические свойства листового проката толщиной до 35 мм из низкоуглеродистой низколегированной стали, подвергнутой термомеханической обработке (ТМО) по различным режимам в лабораторных и промышленных условиях. Установлены структурные факторы, влияющие на получение высоких механических свойств. Показано тормозящее действие ТМО на разупрочнение при отпуске. Определены причины снижения показателя сопротивления хрупкому разрушению стали, подвергнутой ТМО и повторной закалке с печного нагрева и отпуску.
Ключевые слова: термомеханическая обработка, сопротивление хрупкому разрушению, структура, отпуск, механические свойства, низкоуглеродистая сталь.
DOI: 10.7868/S0015323015020102
ВВЕДЕНИЕ
Для изготовления тяжело нагруженных сварных конструкций, используемых в условиях Крайнего Севера, необходимо использовать стали, к которым предъявляются специфические требования. Они должны обладать рядом противоречивых свойств: высокими прочностью, пластичностью и ударной вязкостью, в особенности при отрицательных температурах, высокой коррозионной стойкостью и сопротивляемостью хрупким и слоистым разрушениям в условиях резко меняющихся температур и знакопеременных нагрузок. Поскольку одним из основных требований, предъявляемым к таким сталям, является хорошая свариваемость, то в последнее время наметилась тенденция к снижению содержания углерода и ограничению их углеродного эквивалента, что снижает прочность сталей. Поэтому возрос интерес к использованию при производстве хладостойких сталей процесса термомеханической обработки (ТМО), являющегося одним из наиболее эффективных методов упрочнения стали и повышения ударной вязкости [1]. Несмотря на трудности практической реализации, ТМО является перспективным методом обработки, поскольку позволяет одновременно повысить прочность, вязкость и пластичность стали.
Наибольший эффект повышения механических свойств при ТМО достигается в том случае,
когда после пластической деформации стали осуществляется закалка на мартенсит. Упрочнение, связанное с реализацией мартенситного превращения, накладывается на упрочнение, вызываемое пластической деформацией. Формирование окончательной структуры при термомеханической обработке происходит в условиях повышенной плотности и неоднородного распределения несовершенств кристаллического строения, созданных при горячей пластической деформации, то есть структура образующегося при охлаждении мартенсита определяется дефектной структурой аустенита, полученной в результате горячей деформации. Возможность прямого наследования мартенситом дислокационной структуры аусте-нита была рассмотрена и обоснована Бернштей-ном и Штремелем [2]. Наследование дислокационной структуры аустенита мартенситом было показано в работе [3]. При электронно-микроскопических наблюдениях было обнаружено, что субграницы в аустените не обрываются на межфазных границах, а продолжаются в мартенсит-ных кристаллах [4]. По изменению ширины рентгеновской линии {211}а мартенсита удалось показать, что после ТМО плотность дислокаций в мартенсите выше, чем после контрольной закалки [5]. Ранее была исследована ТМО в применении к конструкционным сталям с высоким содержанием легирующих элементов и углерода (около
Таблица 1. Химический состав стали 10ХН2МД, мас. %
№ плавки С Si Mn Cr + Ni + Cu + Mo V + Nb + Ti Al
1 0.1 0.3 0.6 3.5 0.04 0.03
2 0.1 0.3 0.6 3.0 0.04 0.03
3 0.1 0.3 0.6 3.5 0.04 0.03
0.3—0.4 мас. %) [6, 7], однако стали с меньшим содержанием углерода и легирующих элементов до сих пор были исследованы недостаточно. Относительно влияния обработки на распад мартенсита существуют разноречивые мнения: в некоторых работах приведены заключения об ускоряющем действии ТМО на распад мартенсита, в других — о тормозящем действии ТМО на распад [5].
Целью настоящей работы является исследование структуры и свойств низкоуглеродистой строительной стали с невысокой степенью легирования (количество легирующих элементов не более 4—5 мас. %), подвергнутой ТМО. Предстояло изучить, происходит ли в такой стали передача дефектов от деформированного аустенита образующемуся из него при охлаждении мартенситу. Необходимо было определить, возможно ли сохранение полученного при ТМО упрочнения при последующей термообработке, в частности, при повторной закалке, поскольку существует иное мнение [8, 9]. Важно было также определить, каким образом влияет ТМО на процессы, происходящие при последующем отпуске.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Материалом для исследования послужили опытные плавки стали 10ХН2МД с добавками элементов, сдерживающих процесс рекристаллизации аустенита — ванадия, ниобия, титана, алюминия. Химический состав исследованных плавок приведен в табл. 1. Стали подобного состава являются высокопрочными термически улучшаемыми. Известны зарубежные аналоги этой стали — Well Ten 80 (Япония) и HSB-77V (Германия) [10].
Термомеханическую обработку стали плавки № 1 проводили в лабораторных условиях. Прокатку осуществляли за несколько проходов, степень обжатия при одном проходе составляла 10— 15%. Листы стали были подвергнуты ТМО по трем режимам. Режим I включал в себя нагрев заготовки толщиной 70 мм до 1170°С, выдержку 1.5 ч, прокатку на толщину 40 мм, подстуживание до 900°С, прокатку на толщину 30 мм и охлаждение в воде. Режим II отличался от режима I тем, что непосредственно после горячей деформации была сделана последеформационная выдержка при температуре 900°С в течение 5 мин. Режим III представлял собой термомеханическую обработ-
ку по режиму I и дополнительную повторную закалку от 900° С. Нагрев под повторную закалку проводили со скоростью менее 60 град/ч, выдержка при температуре нагрева под закалку (900°С) составляла 1 ч. Механические свойства определяли непосредственно после ТМО, а также после дополнительного отпуска при температурах 640°С и 670°С в течение 6 и 20 ч.
Исследовали также структуру листового проката, обработанного в промышленных условиях по двум разным технологическим схемам. Образцы были отобраны от листового проката двух плавок, состав которых отличался суммарным содержанием хрома, никеля, меди и молибдена. Для плавки № 2 2(Сг + N1 + Си + Мо) = 3.0 мас. %, для плавки № 3 2(Сг + № + Си + Мо) = 3.5 мас. %. Содержание остальных элементов практически одинаково.
Прокат толщиной 20—35 мм изготавливался на толстолистовом реверсивном стане из заготовок сечением 680—780 мм по двум вариантам:
1. ТМО, включавшая деформацию за несколько проходов в интервале температур 1150—1000°С с обжатиями 5—15% за проход, подстуживание на рольганге, окончательную деформацию с обжатиями 10-20% за проход в интервале температур Аг3 + + (150—200)°С с последующей закалкой в установке контролируемого охлаждения (УКО), и дополнительный отпуск при температуре 640—650°С в течение 6—6.5 ч (далее в тексте "УКО + отпуск").
2. Такая же обработка и повторная закалка с печного нагрева от 950—960° С с последующим отпуском при температуре 580—590°С в течение 6 - 6.5 ч.
Образцы для механических испытаний на растяжение и ударный изгиб были отобраны из середины листа (по толщине).
Исследование структуры проводили методом металлографии на микроскопе №орИо1-30 и методом просвечивающей электронной микроскопии и электронной дифракции на микроскопе JEM-200CX.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Структура листового проката после ТМО в лабораторных условиях. Металлографические исследования показали, что в листах стали плавки
Рис. 1. Микроструктура стали 10ХН2МД, подвергнутой термомеханической обработке: а — по режиму II; б — по режиму III.
№ 1 после ТМО по I и II режимам образовалась структура, состоящая из смеси реечного мартенсита и бейнита (рис. 1а). В середине листов количество бейнита в структуре было несколько больше, чем вблизи поверхности, что, несомненно, связано с ускоренным охлаждением поверхностных слоев.
Электронно-микроскопические исследования позволили установить, что в результате ТМО в стали сформировалась реечная структура, состоящая из реек а-фазы шириной 0.1—0.8 мкм, сгруппированных в пакеты (рис. 2а). Внутри реек плотность дислокаций высока, присутствуют дислокационные скопления, т.е. наблюдается структура, похожая на ячеистую. На электронограмме, полученной с участка, изображенного на рис. 2а, рефлексы а- и у-фаз имеют азимутальное размытие (рис. 2б), что свидетельствует о значительной деформации стали.
Следует отметить тот факт, что на границе а-кристаллов присутствует значительное количество остаточного аустенита. Его ориентация едина в пределах отдельного пакета, что хорошо видно на темнопольном изображении, полученном в рефлексе (200) аустенита (рис. 2б). Наличие относительно большого количества остаточного аустенита, возможно, связано с тем, что структура стали 10ХН2МД, возникающая при ТМО, является продуктом бейнитного или мартенситного превращения с изотермической кинетикой, которое не проходит до конца. Кроме того известно [11], что создание при большой деформации развитой дислокационной структуры должно понижать мартенситную точку Мн и препятствовать развитию мартенситного превращения, которое происходит по сдвиговому механизму, и таким образом способствовать увеличению количества остаточного аустенита. Образующийся наряду с мартенситом бейнит (см. рис. 2в) не содержит частиц цементита, т.е. является бескарбидным, что согласно [12], должно положительно
Рис. 2. Микроструктура листов стали 10ХН2МД после ТМО (режим II) без дополнительного отпуска: а, в — светлопольные изображения; б — темнопольное изображение в рефлексе (20
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.